DE3891069C2

DE3891069C2 - Metallkeramische Legierungen und unter deren Anwendung hergestellte mechanische Verbundstoffteile

Info

Publication number: DE3891069C2
Application number: DE3891069A
Authority: DE
Inventors: Yuusuke Iyori; Hidetoshi Yokoo; Yoshitugu Maki
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 1987-10-26
Filing date: 1988-10-26
Publication date: 1996-01-11
Anticipated expiration: 2008-10-27
Also published as: SE503211C2; WO1989003896A1; US4983212A; SE8902176L

Description

Diese Erfindung bezieht sich auf metallkeramische Legie rungen mit hohem Haltbarkeitsgrad und Festigkeitsgrad bei erhöhten Temperaturen und auf verschiedene Arten von mechanischen Verbundstoffteilen mit einer festen Schicht aus einer metallkeramischen Legierung, die auf der Außen- oder Innenfläche eines Grundmaterials abgebildet ist.

Die Materialien, die zur Herstellung von Walzen für Walz werke, Stempel bzw. Druckplatten bzw. Ziehdüsen, Loch werkzeuge usw. verwendet werden, müssen einen hohen Grad an Festigkeit, Schlagzähigkeit, Hochtemperaturfestigkeit usw. aufweisen. Folglich war es üblich, für diese Zwecke Stahlguß, Werkzeugstähle usw. einzusetzen. Diese Materia lien weisen jedoch den Nachteil einer geringen Haltbar keit auf und sind folglich nur für die Herstellung von Teilen mit kurzer Lebensdauer geeignet.

Es wurden folglich Versuche unternommen, um den Nach teil dieser Materialien zu verbessern, indem z. B. eine extrem harte WC-Co-Legierung, die aus einer harten WC- Phase und einer Verbindungsphase aus Co zusammengesetzt ist, oder eine metallkeramische Legierung eingesetzt wurden, die aus einer harten Phase, einer Titanverbin dung, wie TiCN und einer Verbindungsphase aus Ni zu sammengesetzt ist.

Diese extrem harte WC-Co-Legierung besteht hauptsächlich aus WC und enthält 15 bis 25 Gew.-% Co, das WC bindet. Da WC im wesentlichen von hoher Haltbarkeit ist, kann diese Legierung z. B. Walzen mit hoher Haltbarkeit bilden, ver glichen mit irgendwelchen herkömmlichen Materialien gefertigten Materialien, z. B. Stahlguß oder Werkzeugstähle.

Diese extrem harte WC-Co-Legierung weist jedoch eine Anzahl von Nachteilen auf, einschließlich (1) sie führt zu einem Teil mit großem Gewicht, da WC, aus dem sie haupt sächlich besteht, ein hohes spezifisches Gewicht aufweist (etwa 15 g/cm³), (2) sie ist bei der Herstellung eines Teils schwer anwendbar, das Wärme ausgesetzt werden soll, da WC insbesondere bei hohen Temperaturen für eine Oxidation anfällig ist, und (3) sie hat eine geringe Bruch- oder Ausbruchbeständigkeit, da sie nur eine kleine Menge der Verbindungsphase enthält und im wesentlichen eine Zusam menballung von Carbidpartikeln ist.

Der Versuch zur Verbesserung der Ausbruchbeständigkeit der extrem harten WC-Co-Legierung durch Erhöhung der Menge der Verbindungsphase (und zwar der Co-Menge, die sie enthält) führt nicht nur zu einer deutlichen Ver ringerung der Haltbarkeit, sondern auch zu einer Ver ringerung der Härte und Festigkeit, wenn ihr Co-Gehalt 25 Gew.-% übersteigt, wie es in der Technik allgemein bekannt ist. Eine praktisch annehmbare, extrem harte WC- Legierung ist folglich eine, die 15 bis 25 Gew.-% der Verbindungsphase enthält.

Die erste metallkeramische Legierung erschien 1971 auf dem Markt. Seitdem wurden sehr viele Versuche unternommen, um verbesserte metallkeramische Legierungen zu erhalten, indem Carbide von Metallen der Gruppen IVa, Va und VIa, wie WC, TaC und NbC eingesetzt wurden, um einen Teil der Titanverbindung, wie TiCN auszutauschen. Diese metall keramischen Legierungen spielen bei der Herstellung von Schneidwerkzeugen eine wichtige Rolle.

Es ist jedoch bekannt, daß, wenn die metallkeramische Legierung über 40 Gew.-% einer Metallverbindungsphase enthält, die hauptsächlich aus Ni besteht, die Verbin dungsphase zwischen den harten Partikeln eine durch schnittliche Dicke (mfp) aufweist, die den für diese Legierung angemessenen Bereich überschreitet und somit zu einer solch starken Reduzierung der Festigkeit der Legie rung führt, so daß sie für eine praktische Verwendung ungeeignet ist, und daß die Menge der Verbindungsphase in irgendeiner solchen Legierung folglich auf den Höchstwert von 40 Gew.-% begrenzt werden sollte (siehe z. B. Hisashi Suzuki "Ultrahard Alloys and Sintered Hard Materials" (von Maruzen veröffentlicht), Seiten 307 bis 372).

Die herkömmlichen metallkeramischen Legierungen weisen folglich eine geringe Festigkeit und Schlagzähigkeit und ebenfalls eine unbefriedigende Bruchbeständigkeit auf, obwohl sie, verglichen mit den extrem harten WC-Co- Legierungen, ein geringes Gewicht und eine hohe Oxida tionsbeständigkeit haben. Folglich haben sie nur einen begrenzten Anwendungsumfang bei Walzen zur Warmformgebung und Kaltumformung, Extrusionsdüsen oder Drahtziehdüsen gefunden.

Es ist üblich, der metallkeramischen Legierung eine Komponente, wie Mo₂C oder WC hinzuzugeben, um die Be netzungsfähigkeit ihrer harten Phase, die aus Partikeln einer Titanverbindung (z. B. TiCN) zusammengesetzt ist, mit ihrer Verbindungsmetallphase zu verbessern. Während des Sinterverfahrens unterliegt diese Komponente einer Auf lösung in der Verbindungsmetallphase und einer Fällung in der harten Phase und bildet eine Struktur, die die Par tikel der Titanverbindung umgibt und dadurch deren Be netzungsfähigkeit mit der Verbindungsmetallphase ver bessert. Folglich umfassen die herkömmlichen Metall- Keramik-Werkstoffe üblicherweise ein zusammengesetztes Carbonitrid mit einer Kernstruktur, die durch einen Mittelabschnitt, der reich an Ti ist, und einen Umfangs abschnitt gebildet wird, der z. B. reich an WC oder Mo₂C, jedoch arm an Ti ist (siehe JP 51201/1981 oder JP 73857/1986, JP 210150/1986 oder JP 201750/1986).

Wenn irgendein solcher Metall-Keramik-Werkstoff verwendet wird, um z. B. eine Walze herzustellen, kann bei dieser Walze der Vorteil der Titanverbindung, die dieser ent hält, nicht erzielt werden, da die Oberfläche des Carbo nitrids, die als Ergebnis der Abnutzung der Verbindungs metallphase freigelegt wird, leicht oxidierbar und weich ist, da sie arm an Ti ist, während sie reich an W ist. Da die Komponente, wie WC oder Mo₂C, den Umfangsabschnitt bildet, wachsen die Carbonitrid-Partikel, bis sie einan der berühren. Diese Kontaktabschnitte der Partikel werden wahrscheinlich zur Quelle der feinen Risse und eröffnen einen Weg zur Weiterbildung der Risse. Je mehr Kontakt abschnitte diese Partikel haben, desto geringer wird die Bruchzähigkeit der Legierung. Das Vorhandensein dieser Kontaktabschnitte verringert ebenfalls die Bruchbestän digkeit der Legierung. Wenn jedoch die Menge der zugege benen Komponente, wie WC oder MO₂C, verringert wird, um deren Kontaktabschnitte zu verringern, wird die Hoch temperaturfestigkeit der Legierung stark verringert. Folglich ist der Zusatz einer solchen Komponente wesent lich und das Vorhandensein bis zu einem gewissen Ausmaß oder anderer dieser Kontaktabschnitte sind unvermeidbar.

Es wurden ebenfalls Versuche unternommen, um Walzen und andere Teile mit verbesserten Eigenschaften herzustellen, indem Verbundstoffe unterschiedlicher Materialien an stelle eines einzelnen Materials verwendet wurden.

Eine praktische Anwendung wurde z. B. bei Fertigwalzen vorgenommen, die aus einer extrem harten WC-Co-Legierung gefertigt werden, die wegen ihrer hohen Haltbarkeit als einzelnes Material verwendet wird. Diese Legierung weist jedoch ein hohes spezifisches Gewicht auf (etwa 15 g/cm³), wie es bereits festgestellt wurde. Ihr spezifisches Gewicht ist etwa doppelt so hoch wie das von Stahlguß oder Werk zeugstahl. Die davon hergestellten Walzen haben folglich ein größeres Gewicht, und es ist wahrscheinlicher, daß sie rattern oder vibrieren, wenn sie betrieben werden. Das größere Gewicht dieser Walzen ruft eine größere Massen kraft hervor, was zu einem größeren Unterschied zwischen der Umfangsgeschwindigkeit der Walzen und der Geschwin digkeit führt, bei der das zu walzende Material zwischen ihnen hindurchgeführt wird. Dieser Unterschied erzeugt zwischen den Walzen und dem zu walzenden Material einen großen Schlupfwert, der auf die Qualität des walzenden Materials einen nachteiligen Einfluß ausübt.

Es wurde eine Verbundwalze, deren Gewicht geringer ist, vorgeschlagen, um die Nachteile der Walze zu überwinden, die aus einem einzelnen Material gefertigt ist, und sie umfaßt z. B. einen Kern (Innenschicht), der aus einem leichten Metall-Keramik-Werkstoff aus TiC-Ni mit einem spezifischen Gewicht von 5,1 und einer Außenschicht ge fertigt ist, die aus einer abnutzungsbeständigen, extrem harten WC-Co-Legierung gebildet ist (JP 56147/1978). Diese Walze bricht jedoch leicht, und es mangelt ihr an Betriebssicherheit, da der die Innen schicht bildende Metall-Keramik-Werkstoff der extrem harten Legierung in der Festigkeit unterlegen ist. Die Eigenspannung, die auf den Unterschied des thermischen Ausdehnungskoeffizienten zwischen der Innen- und der Außenschicht der Walze zurückzuführen ist, setzt sie wahrscheinlich außerstande, eine geeignete Bindung beizubehalten, und folglich wird die Walze wahrschein lich brechen, insbesondere wenn sie zur Warmformgebung verwendet wird.

Es ist ebenfalls eine Walze bekannt, die durch Anfügen eines gepreßten Zylinders aus einer WC-Co-Legierung um eine Säule einer WC-Co-Legierung und gemeinsames Sintern gefertigt wird (JP 84711/1976). Diese Walze läßt jedoch das Problem noch immer ungelöst, das auf das hohe spezifische Gewicht der extrem harten WC-Co-Legierung zurückzuführen ist, obwohl sie nicht mehr länger irgend ein Problem aufweisen kann, das auf dem Unterschied des thermischen Ausdehnungskoeffizienten zwischen Innen- und Außenschicht beruht.

Es ist auch ein zusammengesetztes, wärmebeständiges Legierungsteil bekannt, das einen Kern umfaßt, der aus einer wärmebeständigen Legierung gefertigt wird, und eine Außenoberfläche aufweist, die durch isostatisches Heiß pressen mit einem Pulver einer korrosionsbeständigen Legierung beschichtet ist, wie einer auf Ni, Co oder Fe basierenden Legierung mit höherem Chromgehalt als die Kernlegierung (siehe japanische Patentanmeldung, unter der Nummer 62103/1980 offengelegt). Dieses Teil hat jedoch trotz verbesserter Festigkeit und Korrosionsbe ständigkeit bei erhöhten Temperaturen keine völlig be friedigende Haltbarkeit.

Unter diesen Umständen ist es der Gegenstand dieser Er findung, eine metallkeramische Legierung mit hoher Festigkeit, Schlagzähigkeit und Härte zu schaffen, die für einen breiten Anwendungsbereich verwendet werden kann, einschließlich der Herstellung von Walzen und Düsen.

Es ist ein weiterer Gegenstand dieser Erfindung, ein mechanisches Verbundstoffteil mit verbesserter Bruchbe ständigkeit zu schaffen, das durch Einsatz der erfin dungsgemäßen metallkeramischen Legierung und eines anderen geeigneten Materials gefertigt wird.

Dies wird erfindungsgemäß durch die im Anspruch 1 angegebe ne metallkeramische Legierung erreicht. In den Unteransprü chen sind vorteilhafte Ausgestaltungen der erfindungsgemä ßen metallkeramischen Legierung gekennzeichnet.

Das mechanische Verbundteil dieser Erfindung umfaßt ein Grundmaterial, das aus einer Legierung gebildet wird, die durch das Schmelzverfahren gefertigt wird, und eine metallkeramische Legierungsschicht, die auf der Außen- oder Innenfläche des Grundmaterials aus einer metall keramischen Legierung gebildet wird, die einen thermi schen Ausdehnungskoeffizienten aufweist, der über einen Temperaturbereich zwischen Raumtemperatur und 1000°C innerhalb von plus oder minus 20% des der Grundlegierung liegt. Zur Bildung des Grundmaterials kann eine Legierung verwendet werden, die hauptsächlich aus Eisen besteht. Diese Erfindung ist ebenfalls dadurch gekennzeichnet, daß sie eine Grenzflächenphase umfaßt, die in der Grenz fläche zwischen dem Grundmaterial und der metallkerami schen Legierungsschicht gebildet wird und einen größeren, auf das Gewicht bezogenen Anteil der Komponente enthält, die die Verbindungsphase der metallkeramischen Legierung bildet, als die Verbindungsphase. Die Grenzflächenphase ermöglicht, daß die metallkeramische Legierungsschicht eine besonders feste Bindung mit dem Grundmaterial bil det, das aus dem geschmolzenen Material gefertigt wird, um dadurch die Realisierung eines mechanischen Verbund stoffteils mit besonders erwünschten Eigenschaften zu sichern, wenn es als die die Verbindungsphase bildende Komponente Eisen enthält.

Fig. 1 bis 3 sind Mikroaufnahmen, die die Metallstruktur der Verbindung zwischen dem Kern und der Außenhautschicht von drei entsprechenden metallkeramischen Verbundstoff walzen zeigten, die diese Erfindung verkörpern.

Die erfindungsgemäße, metallkeramische Legierung enthält 30 bis 60 Gew.-% der harten Phase. Eine metallkeramische Legierung, die weniger als 30 Gew.-% der harten Phase enthält, weist nur einen geringen Haltbarkeitsgrad auf, während eine, die mehr als 60 Gew.-% der harten Phase enthält, einen sehr geringen Festigkeitsgrad aufweist. Die erfindungsgemäße Legierung enthält vorzugsweise 40 bis 60 Gew.-% der Verbindungsphase. Eine befriedi gende Festigkeit kann von einer Legierung kaum erwartet werden, die mehr als 60 Gew.-% der Verbindungsbase ent hält, und von einer Legierung, die weniger als 40 Gew.-% der Verbindungsphase enthält, kann insbesondere bei er höhten Temperaturen keine gewünschte Haltbarkeit oder Festigkeit erwartet werden. Noch bevorzugter enthält sie 45 bis 60 Gew.-% der Verbindungsphase.

Die harte Phase der erfindungsgemäßen metallkeramischen Legierung besteht aus Titan carbonid und enthält ebenfalls ein oder mehrere Carbide und Nitride der Elemente der Gruppe IVa, Va und VIa des Periodensystems. Eine besonders erwünschte harte Phase besteht hauptsächlich aus Titancarbonitrid und enthält ein oder mehrere Carbide und Nitride von Elementen der Gruppe IVa, Va und VIa, die einen Teil des Titancarbonitrids ersetzen, da diese Substitution die Festigkeit des Carbonitrids, seine Benetzungsfähigkeit mit der Verbindungsphase und die Hochtemperaturfestigkeit der Legierung verbessert. Diese Verbesserungen können je doch nicht verwirklicht werden, wenn die Substitution nur weniger als 1 Mol-% Titancarbonitrid beträgt, und wenn sie mehr als 70 Mol-% davon beträgt. Die Legierung verringert dann ihre Haltbarkeit und Oxidationsbestän digkeit.

Nach dieser Erfindung weist das Titancarbonitrid ein Atomverhältnis von Stick stoff zu Kohlenstoff zwischen 0,05 und 5 auf. Wenn dieses Verhältnis geringer als 0,05 ist, werden die Partikel der harten Phase so grob, daß ihre Festigkeit stark verringert wird. Wenn es 5 übersteigt, bildet sich aus dem Carbonitrid dadurch N₂-Gas und es entstehen Mikroporen. Das Titancarbonitrid verringert auch seine Be netzungsfähigkeit mit der Verbindungsphase, was zu einem Produkt mit geringer Biegefestigkeit führt.

WC ist eine Komponente, die die Festigkeit und Hochtempe raturfestigkeit verbessert, und wird in einer Menge von 5 bis 40% eingesetzt. Vom Zusatz von nur weniger als 5% WC kann keine beträchtliche Verbesserung erwartet werden, während der Zusatz von mehr als 40% zu einer Verringe rung der Haltbarkeit führt.

Ähnlich ist Chromcarbid eine Komponente, die die Festig keit, Hochtemperaturfestigkeit und Oxidationsbeständig keit verbessert, und es wird ebenfalls in einer Menge von 5 bis 40% eingesetzt. Vom Zusatz von Chromcarbid zur har ten Phase kann die Verbesserung der Beständigkeit gegen über Oxidation, Oberflächenbearbeitung und Haltbarkeit erwartet werden. Vom Zusatz von nur weniger als 5% kann jedoch keine beträchtliche Verbesserung erwartet werden, während der Zusatz von mehr als 40% in der Bildung eines zu großen Umfangsabschnittes resultiert, was zu einer Ver ringerung der Festigkeit führt.

Mo₂C ist eine Komponente, die die Benetzungsfähigkeit verbessert und zur Verbesserung der Festigkeit und zur Bildung feiner Partikel beiträgt und wird vorzugsweise in einer Menge von 1,5 bis 10% angewendet. Es ist ein weiches Material, und der Zusatz von mehr als 10% davon führt zu einer drastischen Verringerung der Haltbarkeit bei erhöhten Temperaturen.

Das Carbid eines Elements der Gruppe Va, wie V, Nb oder Ta, kann die Hochtemperaturfestigkeit und die bleibende Verformungsbeständigkeit verbessern. Es wird manchmal besser sein, anstelle eines Teils oder sogar des gesam ten Chromcarbids NbC zu verwenden, da es zur Verbesserung der Leistung des Werkzeugs wirksamer als Chromcarbid ist, insbesondere eines solchen, das bei erhöhten Temperaturen verwendet wird. Wenn ein solches Carbid eines Elementes der Gruppe Va zugesetzt wird, wird es in einer Menge von 5 bis 40% verwendet. Von der Verwendung von nur weniger als 5% davon kann keine beträchtliche Verbesserung er wartet werden, wohingegen der Zusatz von mehr als 40% zu einer Verringerung der Festigkeit führt, wie es bei Chromcarbid der Fall ist.

Die Verbindungsphase in dieser erfindungsgemäßen, metall keramischen Legierung enthält als wesentliche Komponenten Ni und Cr. Sie kann darüber hinaus irgendein anderes Element der Gruppe IVa, Va oder VIa und unvermeidbare Verunreinigungen enthalten. Sie kann ebenfalls weniger als 5% Co enthalten, ohne daß auf die Eigenschaften der Legierung eine beträchtliche Wirkung ausgeübt wird. Die erfindungsgemäße Legierung enthält 30 bis 70 Gew.-% der Verbindungsphase. Wenn der Anteil der Verbindungsphase kleiner als 30 Gew.-% ist, weist sie keine ge eignete durchschnittliche Dicke auf und es kann folglich keine verbesserte Festigkeit erwartet werden. Wenn der Anteil der Verbindungsphase 70 Gew.-% übersteigt, weist sie keine geeignete durchschnittliche Dicke auf, wobei die harte Phase vergröbert ist, und die Festigkeit der Legie rung zu gering ist, als daß sie praktisch akzeptabel wäre. Der Anteil der Verbindungsphase sollte jedoch im Bereich von 40 bis 60 Gew.-% und noch bevorzugter von 45 bis 60 Gew.-% gehalten werden, wenn geeignete Eigen schaften, wie Festigkeit und Härte, von zum Beispiel einem mechanischen Verbundstoffteil erhalten werden sollen, das unter Einsatz eines Grundmaterials gefertigt wurde, das aus dem geschmolzenen Material hergestellt worden ist.

Das Vorhandensein von Chrom in der Verbindungsphase der erfindungsgemäßen metallkeramischen Legierung verbessert seine Haltbarkeit als auch seine Benetzungsfähigkeit.

Chrom ist eine sehr wichtige Komponente der erfindungs gemäßen Legierung, da es aus diesem Grund oder einem anderen eine starke Erhöhung der geeigneten durchschnittlichen Dicke der Verbindungsphase ermöglicht, ohne trotz Erhöhung der Dicke der Verbindungsphase irgendeine Verringerung der Festigkeit hervorzurufen. Die Verbindungsphase enthält 5 bis 30 Gew.-% Cr. Wenn sie nur weniger als 5 Gew.-% Cr enthält, weist die Legierung eine geringere Oxidationsbeständigkeit auf, während ihre Festigkeit verringert wird, wenn die Verbindungsphase mehr als 30 Gew.-% Cr enthält.

Nickel ist eine weitere, die Verbindungsphase bildende Komponente. Die Verbindungsphase enthält vorzugsweise 20 bis 40 Gew.-% Ni. Wenn sie nur weniger als 20 Gew.-% Ni enthält, hat die Legierung eine geringe Oxidationsbe ständigkeit, während ihre Festigkeit verringert wird, wenn die Verbindungsphase mehr als 40 Gew.-% Ni enthält.

Chrom in der Verbindungsphase weist vorzugsweise ein Gewichtsverhältnis zwischen 0,02 und 0,4 zur Gesamtmenge an Nickel und Chrom auf. Wenn dieses Gewichtsverhältnis kleiner als 0,02 ist, kann kein befriedigendes Ergebnis erwartet werden, wenn es jedoch größer als 0,4 ist, ruft eine übermäßige Fällung von Chromcarbid eine Verringerung der Festigkeit hervor.

Die harte Phase kann 50 bis 90 Gew.-% von zusammengesetz tem Carbonitrid aufweisen, das eine Kernstruktur aufweist, und zwar zusammengesetztes Carbo nitrid umfaßt, das relativ arm an Ti und reich an W und/oder Mo ist und das von einem zusammengesetzten Carbonitrid umgeben wird, das relativ reich an Ti und arm an W und/oder Mo ist. Eine Legierung, die eine harte Phase enthält, von der mindestens 50 Gew.-% aus einem zusammengesetzten Carbonitrid der letzteren Kernstruktur bestehen und die gewünschten Eigenschaften aufweist, kann erhalten werden, wenn das Carbonitrid aus mehreren Carbonitridbildnern zusammengesetzt ist, und damit mindestens W und Ti und ebenfalls ein oder mehrere Elemente der Gruppe IVa, Va und VIa enthält, als Ausgangsmaterial eingesetzt und mit TiN oder TiCN und, falls erforderlich, den Pulvern der die Verbindungsphase bildenden Metalle als auch anderen Carbiden, Nitriden oder Carbonitriden gesintert wird.

Wenn das mehrfach zusammengesetzte Carbonitrid, das min destens W und Ti enthält und weiterhin ein oder mehrere Elemente der Gruppe IVa, Va und VIa enthält, die den Umfangsabschnitt der harten Phase bilden, wie Cr₃C₂, NbC oder Mo₂C, als Ausgangsmaterial eingesetzt wird, weist die harte Phase eine gute Benetzungsfähigkeit mit der Verbindungsmetallphase auf und bewirkt keine starke Ver ringerung der Festigkeit oder Sinterfähigkeit, da die Zusammensetzung des Ausgangsmaterials relativ nahe bei der des Umfangsabschnittes liegt, wie es oben festge stellt wurde. Soweit das Ausgangsmaterial einen Teil des den Umfangsabschnitt bildenden Materials enthält, ist es darüber hinaus möglich, die Menge des Umfangsabschnitts zu verringern, der während des Sinterns gebildet werden soll, und dadurch die Kontaktabschnitte der Partikel des zusammengesetzten Carbonitrids zu verringern.

Es ist jedoch nicht ausreichend, das zusammengesetzte Carbonitrid allein zu verwenden. Wenn es gesintert wird, wird die Komponente, die die Oberflächenschicht bildet, die dieses enthält, in der Verbindungsphase aufgelöst, um eine feste Lösung zu bilden, die auf den Partikeln des Carbo nitrids kontinuierlich ausgefällt wird, um deren Wachs tum und dadurch die Bildung ihrer Kontaktabschnitte her vorzurufen, die eine Realisierung der gewünschten Bruch beständigkeit unmöglich machen. Darüber hinaus bildet das gemischte Carbonitrid keine Schichtstruktur mit einem Umfangsabschnitt, der reich an Ti ist. Folglich ist es nach dieser Erfindung wichtig, TiCN zuzugeben. Der Zusatz von TiCN wird aus den folgenden drei Gründen als wirksam betrachtet:

(1) TiCN ist bei erhöhten Temperatu ren thermodynamisch instabil und besonders instabil, wenn es in seiner Nachbarschaft eine Zufuhrquelle von Kohlenstoff gibt. Wenn TiCN zugesetzt wird, werden folglich seine Partikel während des Sinterns ther misch zersetzt, um vorwiegend in der Verbindungsmetall phase eine feste Lösung zu bilden. Als Ergebnis wird die die Oberflächenschicht bildende Komponente, die das zu sammengesetzte Carbonitrid enthält, wie Mo, Ta oder Nb, bei der Bildung der festen Lösung in der Verbindungsphase eingeschränkt. Die Bildung der Oberflächenschicht ist be grenzt, und der Kontakt der Carbonitridpartikel wird stark verringert.
(2) Da Ti und N, die aus der thermischen Zersetzung von TiCN resultieren, verteilt sind, um in den Carbonitridpartikeln eine feste Lösung zu bilden, bilden die Carbonitridpartikel eine Schichtstruktur mit einem Umfangsabschnitt, der reich an Ti ist, und das Carbo nitrid hat somit eine Schichtstruktur mit einer harten und oxidationsbeständigen Oberfläche.
(3) Wenn Ti und N, die in der Verbindungsmetallphase eine feste Lösung gebildet haben, in die Carbonitridpartikel verteilt werden, wird W, das gegenüber N keine Affinität aufweist, aus diesen Partikeln ausgetrieben und bildet in der Verbindungsmetallphase eine feste Lösung, um diese stark zu festigen.

Als Ergebnis wird es möglich, eine hervorragende metallkeramische Legierung zu erhalten, die aus dem oben unter (1) aufgezeigten Grund eine verbesserte Bruchbe ständigkeit, aus dem unter (2) aufgeführten Grund eine verbesserte Haltbarkeit bei Hochtemperatur und aus dem unter (3) aufgezeigten Grund eine verbesserte Hochtempe raturfestigkeit aufweist.

Nach dieser Erfindung wird ebenfalls ein Verbundstoffteil geschaffen, das ein festes Grundmaterial und eine leichte und harte metallkeramische Legierungs schicht umfaßt, die auf der Außen- und Innenfläche des Grundmaterials gebildet ist. Dieses Grundmaterial wird vorzugsweise von einem geschmolzenen Material herge stellt, z. B. einer Legierung, die als SCM440 bezeichnet wird, damit es den gewünschten Festigkeitswert hat. Die Schicht der metallkeramischen Legierung weist vorzugsweise einen ther mischen Ausdehnungskoeffizienten auf, der über den gesam ten Temperaturbereich zwischen Raumtemperatur und 1000°C innerhalb plus oder minus 20% von dem des Grundmaterials liegt, so daß keine große Eigenspannung zwischen dem Grundmaterial und der metallkeramischen Legierungsschicht existieren kann, sondern daß sie eine feste Verbindung ohne Riß beibehalten. Wenn die erfindungsgemäße metall keramische Legierung eingesetzt wird, bildet das Grund material und die metallkeramische Legierungsschicht eine feste Verbindung, was auf die Bildung der Grenzflächen phase zwischen diesen zurückzuführen ist (die sich als Austenit-Phase ausbildet), die einen größeren Gewichtsanteil als die den Metall-Keramik-Werkstoff bildende Verbindungsphase oder die Diffusionsphase auf weist.

Wenn das Grundmaterial aus geschmolzenem Material her gestellt wird, ist es bevorzugt Eisen anstelle eines Teils oder des gesamten Nickels in der Verbindungsphase des Metall-Keramik-Werkstoffs einzusetzen, um die wirk same Bildung der Grenzflächenphase zu sichern.

Beispiel 1

Pulver von TiC_0,8N_0,2, WC und Mo₂C mit einer Partikel größe von 1 bis 6 µ als die harte Phase bildende Materia lien und Pulver von Ni und Cr als die Verbindungsphase bildende Metalle wurden in unterschiedlichen Verhält nissen vermischt, wodurch die Herstellung der Proben Nr. 1 bis 10 der metallkeramischen Legierungen mit unter schiedlichen Zusammensetzungen ermöglicht wurde, wie es in Tabelle 1 gezeigt ist. Jede Mischung dieser Pulver wurde hergestellt, indem in einer extrem harten Kugel mühle gemischt wurde, die sich etwa 96 h lang bei hoher Geschwindigkeit drehte, und nachdem die Mischung getrocknet wurde, wurde sie in eine Form gepreßt, um ein verdichtetes Produkt zu bilden. Jedes verdichtete Produkt wurde etwa 60 min im Vakuum mit einem Druck von 10^-2 bis 10^-3 mm Hg bei einer Temperatur von 1300°C bis 1450°C gehalten, wodurch die metallkeramische Legierung hergestellt wurde.

Bei jeder Probe wurde die Biegefestigkeit, Bruchzähig keit, Energieabsorption und Härte geprüft. Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 gezeigt.

Wie aus Tabelle 2 ersichtlich ist, waren die Proben Nr. 4 bis 8 dieser Erfindung mit einem Anteil der harten Phase von 30 bis 60 Gew.-% den Vergleichsproben Nr. 1 bis 3 und 9, 10 in Bruchzähigkeit, Biegefestigkeit und Energieabsorption überlegen. Die Proben Nr. 5 bis 7 mit einem Anteil der harten Phase von 45 bis 55 Gew.-% zeigten besonders gute Eigen schaften.

Die in Tabelle 2 gezeigten Werte der Bruchzähigkeit, außer denen der Proben Nr. 1 bis 3, wurden durch den Eindruckversuch bestimmt, der zur Messung der Länge des Risses durchgeführt wurde, der bei einer Belastung von 50 kg durch einen Stempel für den Eindruckversuch nach Vickers gebildet wurde. Die Festigkeit jeder der Proben Nr. 1 bis 3 war zu gering, um durch dieses Verfahren bestimmt zu werden.

Beispiel 2

Dem Beispiel 1 wurde gefolgt, um Proben von Legierungen mit unterschiedlichen Zusammensetzungen herzustellen, wie es in Tabelle 3 gezeigt ist. Bei jeder Probe wurde die Biegefestigkeit, Bruchzähigkeit, Energieabsorption und Härte bestimmt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 4 gezeigt.

Wie aus Tabelle 4 ersichtlich ist, waren die Proben Nr. 12 bis 16, 18 und 19, die Titancarbonitrid mit einem N/C-Verhältnis zwischen 0,05/1 und 5/1 enthielten, den anderen Proben (Nr. 11 und 17) in bezug auf Festigkeit und Biegefestigkeit überlegen. Sie zeigten ebenfalls einen höheren Wert der Energieabsorption, und es wurde folglich eine höhere Bruchfestigkeit gefunden.

Beispiel 3

Dem Beispiel 1 wurde gefolgt, um Proben von metall keramischen Legierungen mit unterschiedlichen Zusammen setzungen herzustellen, wie es in Tabelle 5 gezeigt ist. Bei jeder Probe wurde die Biegefestigkeit, Bruchzähigkeit, Energieabsorption und Härte geprüft. Die Ergebnisse sind in Tabelle 6 gezeigt. Die Proben Nr. 21 bis 25 und 27 bis 36, in denen ein oder mehrere Carbide und Nitride von Elementen der Gruppe IVa, Va und VIa der Übergangsmetalle 1 bis 70 Mol-% Titancarbonitrid ersetzten, waren den anderen Proben in Festigkeit und Biegefestigkeit überlegen, und zwar Probe Nr. 20, bei der dieses Carbid nur anstelle von 1 Mol-% eingesetzt wurde, und Probe Nr. 26, in der diese Carbide und Nitride anstelle von mehr als 70 Mol-% eingesetzt wurden.

Folglich ist es nach dieser Erfindung offensichtlich bevorzugt, ein oder mehrere Carbide und Nitride der Elemente der Gruppe IVa, Va und VIa anstelle von 1 bis 70 Mol-% TiCN einzusetzen.

Beispiel 4

Dem Beispiel 1 wurde gefolgt, um Proben von metallkera mischen Legierungen mit unterschiedlichen Zusammensetzun gen herzustellen, wie es in Tabelle 7 gezeigt ist. Bei jeder Probe wurde die Biegefestigkeit, Bruchzähigkeit, Energieabsorption und Härte geprüft. Die Ergebnisse sind in Tabelle 8 gezeigt.

Wie aus Tabelle 8 deutlich wird, waren die Proben Nr. 38 bis 43 mit einem Cr/Ni+Cr-Gewichtsverhältnis in der Ver bindungsphase zwischen 0,02 und 0,4 den anderen Proben in Festigkeit und Biegefestigkeit überlegen, und zwar der Probe Nr. 37 mit einem geringeren Cr-Verhältnis und der Probe Nr. 44 mit einem höheren Cr-Verhältnis.

Nach dieser Erfindung ist es folglich bevorzugt zu sichern, daß die Verbindungsphase ein Gewichtsverhältnis von Cr/Ni+Cr von zwischen 0,02 und 0,4 aufweist.

Beispiel 5

Handelsübliche Pulver von WC, TiC_0,7N_0,3, CrC, NbC und Mo₂C mit einem durchschnittlichen Kristallkorndurchmesser von 1,0 bis 1,5 µ wurden abgewogen und in einem feuchten System vermischt, um mehrfach zusammengesetzte Carbo nitride herzustellen, die verwendet wurden, um die Proben Nr. 45 bis 48 herzustellen, wie es in Tabelle 9 gezeigt ist. Jede Mischung wurde 1 h lang einer Lösungsbehandlung bei einer Temperatur von 1800°C in einer Atmosphäre mit einem N₂-Partialdruck von 20 bis 30 Torr unterzogen und wurde dann in einer Revolvermühle zerklei nert, um das mehrfach zusammengesetzte Carbonitrid als Ausgangsmaterial herzustellen.

Eine Verbindung, wie TiCN oder NbC, und Verbindungsme talle, wie in Tabelle 9 gezeigt, wurden mit jedem Carbo nitrid vermischt, das hergestellt worden war, wodurch Proben von metallkeramischen Legierungen mit unterschied lichen Zusammensetzungen hergestellt wurden, wie es in Tabelle 9 gezeigt ist. Tabelle 9 zeigt ebenfalls die Ver gleichsproben Nr. 49 und 50, die durch einstündiges Sintern bei einer Temperatur von 1400°C in einer Atmos phäre mit einem N₂-Partialdruck von 1 Torr hergestellt worden waren. Tabelle 10 zeigt die Ergebnisse, die aus der Prüfung jeder Probe in bezug auf Härte, Bruchzähig keit, Biegefestigkeit usw. erhalten wurden. Das in Tabelle 10 erscheinende Kontaktverhältnis ist das Ver hältnis der spezifischen Oberfläche der Kontaktabschnitte der zusammengesetzten Carbonitridpartikel zu deren gesam ter spezifischer Oberfläche, wie es durch das Gurland- Verfahren bestimmt wurde. Die Bruchzeit wurde durch einen Hochtemperatur-Kurzzeit-Zeitstandversuch bestimmt, der durch Anwendung einer Belastung von 80 kg/mm² bei einer Temperatur von 900°C durchgeführt wurde und ist in Tabelle 10 aufgeführt, um die Hochtemperaturfestigkeit jeder Probe zu zeigen.

Wie aus Tabelle 10 ersichtlich ist, hatten die Proben Nr. 45 bis 48, die durch Zugabe von TiN oder TiCN zum mehrfach zusammengesetzten Carbonitrid hergestellt worden waren, ein geringeres Kontaktverhältnis und eine höhere Bruchzähigkeit als die der Vergleichsproben Nr. 49 und 50 und zeigten ebenfalls eine längere Bruchzeit beim Hoch temperatur-Kurzzeit-Zeitstandversuch, scheinbar wegen der Verstärkung der Verbindungsmetallschicht durch das aus dem zusammengesetzten Carbonitrid ausgestoßene W.

Beispiel 6

Pulver der in Tabelle 11 gezeigten Ausgangsmaterialien wurden vermischt, um Proben der metallkeramischen Legie rungen herzustellen, die jeweils 23 Gew.-% TiCN, 10 Gew.-% WC, 7 Gew.-% Cr₃C₂, 3 Gew.-% NbC, 7 Gew.-% Mo₂C, 40 Gew.-% Ni und 20 Gew.-% Cr enthielten. Bei jeder Probe wurde die Zusammensetzung jeweils des mittleren und des Um fangsabschnittes ihrer Kernstruktur analysiert. Die Er gebnisse sind in Tabelle 12 gezeigt. Die Analyse wurde quantitativ durchgeführt, indem ein analysierendes Elek tronenmikroskop vom Durchstrahlungstyp eingesetzt wurde. Wie aus Tabelle 12 ersichtlich ist, führte die Verwendung unterschiedlicher Ausgangsmaterialien zur Herstellung von Legierungen mit einer Kernstruktur, die durch einen Mittelabschnitt, der relativ arm an Ti und reich an W ist, und einen Umfangsabschnitt gebildet wird, der reich an Ti und arm an W ist (Proben Nr. 51 und 52), und Legie rungen mit Kernstruktur der entgegengesetzten Art (Proben Nr. 53 und 54).

Beispiel 7

Acht Proben der metallkeramischen Legierungen, wie sie in Tabelle 13 gezeigt sind, wurden hergestellt und wurden auf Oxidationsbeständigkeit geprüft. Jede Probe wurde bei Raumtemperatur auf 1000°C erwärmt, und ihre Gewichtszu nahme durch die Oxidation wurde bestimmt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 13 gezeigt.

Probe Nr. 55 zeigte eine Gewichtszunahme durch Oxidation von 28 × 10^-2 mg/mm², und zwar eine relativ geringe Oxi dationsbeständigkeit, scheinbar wegen der Verbindungs phase, die nur 6 Gew.-% Cr enthält, und ihrer harten Phase, die nur 6 Gew.-% Cr₃C₂ enthält. Auf der anderen Seite zeigte die Probe Nr. 56 mit einer harten Phase, die 21 Gew.-% Cr₃C₂ enthält, eine Gewichtszunahme durch Oxi dation von 15 × 10^-2 mg/mm², und zwar eine relativ hohe Oxidationsbeständigkeit. Die Probe Nr. 57 mit einer Ver bindungsphase, die 8 Gew.-% Cr enthält, und einer harten Phase, die 24 Gew.-% Cr enthält, zeigte eine Gewichts zunahme durch Oxidation von nur 11 × 10^-2 mg/mm², und damit eine hohe Oxidationsbeständigkeit.

Die Probe Nr. 58 enthielt 24 Gew.-% Cr₃C₂ in ihrer harten Phase, hatte jedoch eine relativ geringe Oxidationsbe ständigkeit, wie es durch eine Gewichtszunahme von 24 × 10^-2 mg/m³ gezeigt ist. Ihre geringe Oxidations beständigkeit beruht scheinbar auf ihrer Verbindungs phase, die nur 4 Gew.-% Cr enthielt.

Die Probe Nr. 59 zeigte ebenfalls eine gute Oxidations beständigkeit. Sie hatte jedoch eine Biegefestigkeit von nur 51 kg/mm², da ihre Verbindungsphase 31 Gew.-% Cr ent hielt. Übrigens zeigte die Probe Nr. 56, die eine ange messene Menge Cr enthielt, eine Biegefestigkeit von 190 kg/mm². Alle Proben Nr. 60 bis 62, die in ihrer Ver bindungsphase 8 Gew.-% Cr enthalten, zeigten eine geringe Gewichtszunahme durch Oxidation, und zwar eine gute Oxidationsbeständigkeit.

Aus diesen Ergebnissen wird deutlich, daß bei der erfindungsgemäßen metallkeramischen Legierung bevorzugt ist, daß sie in ihrer Verbindungsphase mindestens 5 Gew.-% Cr enthalten soll, damit eine hohe Oxidationsbeständigkeit er reicht wird, obwohl der geeignete Chromgehalt ihrer Ver bindungsphase auch vom Chromcarbidgehalt ihrer harten Phase abhängen kann.

Beispiel 8

Drei zylindrische Teile mit jeweils einem Außendurch messer von 140 mm, einem Innendurchmesser von 50 mm und einer Länge von 85 mm wurden als Kerne für Walzen aus einer SCM440-Legierung geformt, die durch Schmelzen gefertigt worden war. Durch das Gußeisen-Formen bei einem Druck von 500 bis 1000 kg/cm² wurde eine Haut von jeder der metallkeramischen Legierungen hergestellt, die durch Vermischen der Materialien, wie sie in Tabelle 14 gezeigt sind, in einer Kugelmühle hergestellt worden waren. Die Haut jeder Legierung wurde auf einen der Kerne angepaßt und vorläufig bei einer Temperatur von 1000 bis 1300°C gesintert, wodurch ein Zusammenziehen hervorge rufen wurde und sie einstückig am Kern sitzt. Danach wurde der Aufbau aus Kern und Haut einer zweistündigen isostatischen Heißpreß-Behandlung bei einer Temperatur zwischen der vorläufigen Sintertemperatur und der Tempe ratur, die 25°C unter dieser war, und einem Druck von 1000 atm unterzogen. Folglich wurden drei metallkerami sche Verbundstoffwalzen erhalten. Jede Walze hatte einen Außendurchmesser von 250 mm, einen Innendurchmesser von 140 mm und eine Länge von 85 mm.

Die Gesamtmenge von Carbid, Nitrid und Carbonitrid der Elemente der Gruppe IVa, Va und VIa, die die harte Phase der Metall-Keramik-Werkstoffe bilden, wurde im Bereich von 40 bis 55 Gew.-% gehalten, so daß sie die geeignete Festigkeit als auch eine befriedigende Haltbarkeit haben können.

Jede Walze wurde in bezug auf den Unterschied des thermischen Ausdehnungskoeffizienten zwischen seinem Kern und der Haut des Metall-Keramik-Werkstoffs geprüft. Die Ergebnisse sind in Tabelle 14 gezeigt. Tabelle 14 zeigt den höchsten Unterschied, der bei jeder Walze bei einem Temperaturbereich zwischen Raumtemperatur und 1000°C gefunden wurde.

Die Verbindung zwischen dem Kern und der Haut jeder Walze wurde durch ein optisches Mikroskop geprüft. Fig. 1 bis 3 sind jeweils Mikroaufnahmen eines Schnittes der Verbin dung in einer der Walzen.

Fig. 1 ist eine Mikroaufnahme, die einen Schnitt der Walze zeigt, die unter Anwendung der Probe Nr. 55 für die Haut aus Metall-Keramik-Werkstoff gefertigt wurde. Sie zeigt im Metall-Keramik-Werkstoff einen großen Riß. Dieses Reißen beruht wahrscheinlich auf dem Unterschied des thermischen Ausdehnungskoeffizienten zwischen dem Kern und der Haut von 25%.

Fig. 2 ist eine Mikroaufnahme, die einen Schnitt der Walze zeigt, die unter Anwendung der Probe Nr. 56 ge fertigt wurde. Sie zeigt eine gute Verbindung oder Grenzfläche zwischen dem Kern und der Haut, wahrschein lich durch die Tatsache, daß der Unterschied des thermischen Ausdehnungskoeffizienten zwischen dem Kern und der Haut 18% betrug.

Fig. 3 ist eine Mikroaufnahme, die einen Schnitt der Walze zeigt, die unter Anwendung der Probe Nr. 57 ge fertigt wurde. Eine Diffusionsschicht und eine Austenit schicht wurden zwischen dem Kern und der Haut gefunden und bilden eine noch bessere Verbindung zwischen diesen, wahrscheinlich durch die Tatsache, daß der Kern und die Haut nur einen Unterschied des thermischen Ausdehnungs koeffizienten von 5% aufwiesen, und daß der Gehalt an Nickel und Chrom der Legierung jeweils im Bereich von 5 bis 30 Gew.-% lag.

Es ist folglich ersichtlich, daß die erfindungsgemäße metallkeramische Verbundstoffwalze eine starke und rißfreie Haut aufweist, die an ihren Kern verbunden ist, wenn der Kern einen thermischen Ausdehnungskoeffizienten aufweist, der innerhalb plus oder minus 20% von dem der Haut liegt.

Obwohl der beschriebene Kern aus SCM440 gefertigt wurde, ist es natürlich möglich, irgendein anderes Material zu verwenden, das durch Schmelzen gefertigt wurde, und einen thermischen Ausdehnungskoeffizienten aufweist, der dem der erfindungsgemäßen, metallkeramischen Legierung im wesent lichen gleich ist. Noch spezifischer ist es möglich, zum Beispiel eine SKD11- oder HR286-Legierung zu verwenden, um einen geeigneten Kern zu fertigen, der eine Walze lie fert, wenn die Haut auf ihm angepaßt ist. Obwohl die Er findung mit einer Anwendung für Walzen beschrieben wurde, ist diese Erfindung nicht auf Walzen begrenzt, sondern ist in gleicher Weise auf verschiedene Arten anderer me chanischer Verbundstoffteile, Komponente oder Bauteile anwendbar.

Die erfindungsgemäße metallkeramische Legierung ist nicht nur zur Herstellung von Schnittwerkzeugen vorteilhaft, sondern kann auch wirksam für andere Zwecke verwendet werden, einschließlich der Herstellung von Walzen, Düsen, Zylindern und Führungsrollen, die bei geringer oder hoher Temperatur verwendet werden, da sie hohe Werte der Biege festigkeit und Härte aufweist und ebenfalls eine hervor ragende Haltbarkeit und Festigkeit bei erhöhten Tempera turen hat.

Tabelle 1

Tabelle 2

Tabelle 3

Tabelle 4

Tabelle 5

Tabelle 6

Tabelle 7

Tabelle 8

Tabelle 9

Tabelle 10

Tabelle 11

Tabelle 12

Tabelle 13

Tabelle 14

Claims

1. Metallkeramische Legierung, die 30 bis 60 Gew.-% einer harten Phase und als Rest einer Verbindungsphase sowie unvermeidbare Verunreinigungen umfaßt, wobei die harte Phase aus Titancarbonitrid und außer Titancarbonitrid aus wenigstens einem der Carbide, Nitride und Carbonitride der Übergangsmetalle der Gruppe IVa, Va und VIa besteht, welche das Titancarbonitrid zu wenigstens 1 Mol-% ersetzen, wobei das Titancarbonitrid ein atomares Verhältnis von Stickstoff zu Kohlenstoff von 0,05 bis 5 aufweist, während die Verbindungsphase, bezogen auf das Gewicht der metallkeramischen Legierung, 20 bis 40 Gew.-% Nickel und/oder Eisen und 5 bis 30 Gew.-% Chrom sowie als Rest irgendein Übergangsmetall der Gruppe IVa, Va und VIa und unvermeidbare Verunreinigungen enthält.

2. Metallkeramisch Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Carbide, Nitride und Carbonitride der Übergangsmetalle der Gruppe IVa, V und VIa bis zu 70 Mol-% des Titancarbonitrids der harten Phase ersetzen.

3. Metallkeramische Legierung nach einem der Ansprüche 1 und 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Verbindungsphase außerdem Cobalt mit einem Gehalt von weniger als 5 Gew.-%, bezogen auf das Gewicht der metallkeramischen Legierung, enthält.

4. Metallkeramische Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß das Chrom in der Verbindungsphase ein Gewichtsverhältnis von zwischen 0,02 und 0,4 zur Gesamtmenge von Nickel und Chrom aufweist.

5. Verwendung der metallkeramischen Legierung nach einem der vorstehenden Ansprüche als harte Oberflächenschicht für ein mechanisches Verbundstoffteil, wobei das Grundmaterial aus einer durch Schmelzen hergestellten Eisenlegierung besteht.

6. Verwendung nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß zwischen dem Grundmaterial und der metallkeramischen Legierungsschicht eine Grenzflächenphase vorgesehen ist, die einen größeren Gewichtsanteil der die Verbindungsphase bildenden Komponenten als die Verbindungsphase der metall keramischen Legierung aufweist.